一种高屈强比且连续屈服的中锰钢材料的制备方法与流程

本发明属于冶金技术领域，涉及一种中锰钢的制备方法，特别涉及一种高屈强比且连续屈服的中锰钢材料的制备方法。

背景技术：

近年来，随着汽车轻量化的需求，汽车用先进高强钢成为研究和开发热点。其中，中锰钢以其优异的综合性能被认为是新一代汽车用先进高强钢中最具发展前景的新钢种之一。中锰钢通过两相区退火使mn元素富集在奥氏体中，从而使其稳定到室温之下，在变形过程中受应变促进作用发生马氏体转变，即trip效应，可以起到推迟颈缩，提高强度和塑性的作用。不同于传统trip钢等温淬火工艺，中锰钢稳定奥氏体的工艺被称为奥氏体逆相变(austeniterevertedtransformation,art)退火。

尽管大量研究结果已验证中锰钢具有优异的力学性能，但其变形行为仍存在不足之处。冷轧态钢板直接进行art退火一般获得再结晶的亚微米等轴晶粒，性能表现为屈服强度高，但会出现明显的屈服平台现象，即不连续屈服，这会使工件塑性变形时表面残留lüders带，这是汽车冲压零件中不允许的。如果在art退火前附加完全奥氏体化-淬火工艺，以获得初始组织为淬火态钢板，再经过art退火将获得板条状显微组织，能够避免不连续屈服现象，但又会造成屈服强度偏低，降低汽车构件的抗侵入性能。因而如何制备具有高屈强比且连续屈服的冷轧中锰钢钢带是其发展的目标之一。

技术实现要素：

本发明的目的是提供一种高屈强比且连续屈服的中锰钢材料的制备方法，通过合理的合金成分设计、轧制和连续退火工艺，使中锰钢钢带微观结构中包含一定含量不完全再结晶的变形态组织，提高位错密度，从而改善冷轧中锰钢钢带的变形行为，即具有高屈强比且连续屈服的变形特性。具体技术方案如下：

一种高屈强比且连续屈服的中锰钢材料的制备方法，按以下步骤进行：

(1)按设定成分冶炼钢水，经精炼和连铸制成钢坯；其成分按重量百分比含c0.05～0.20％，si1.0～2.0％，mn7.0～11.0％，al1.0～3.0％，p≤0.005％，s≤0.005％，n≤0.006％，其余为fe和不可避免的杂质；

(2)将钢坯加热到1200℃，保温60～90min，然后进行粗轧和精轧，冷却至550～650℃卷取获得热轧钢带；其中粗轧开轧温度为1120～1170℃，终轧温度为1000～1050℃，粗轧累积压下率为50～70％；精轧开轧温度为980～1030℃，终轧温度为920～960℃，精轧累积压下率为60～80％；

(3)将热轧钢带酸洗去除表面氧化铁皮，然后进行冷轧，冷轧总压下率为40～70％，获得冷轧钢带；

(4)将冷轧钢带在连续退火炉中进行art退火，均热段温度为650～750℃，均热段时间为60～180s，在此过程中发生奥氏体逆相变和冷变形基体组织的部分再结晶，然后再以30～50℃/s的速度冷却至室温并卷取，获得冷轧中锰钢成品；

所述的中锰钢化学成分中mn含量7.0～11.0％，目的在于抑制冷变形组织的再结晶行为，以保留部分变形组织，从而提高位错密度。

所述的热轧钢带厚度为2～3.5mm。

所述的冷轧钢带厚度为1.0～1.5mm。

所述的连续退火均热段温度为650～750℃、均热段时间为60～180s，是在热处理工艺上配合该成分体系的中锰钢，进而能够实现变形组织仅发生不完全再结晶。

所述的以30～50℃/s的速度冷却是采用喷吹气体的方式冷却。

所述的冷轧中锰钢成品的室温显微组织中包含20～40％的逆相变奥氏体，10～25％的再结晶铁素体，15～30％未再结晶的变形组织，以及剩余包含亚结构的组织。其中，逆相变奥氏体和再结晶铁素体晶粒均为亚微米等轴晶，晶粒平均直径200～600nm。

本发明通过在成分设计上提高中锰钢的mn含量以起到抑制再结晶的作用，再配合连续退火工艺，快速逆相变退火，在此过程中变形基体仅发生不完全的再结晶，从而保留一定量的变形态组织，提高位错密度，改善中锰钢的变形行为，使获得具有高屈强比且连续屈服的中锰钢钢带。

附图说明

图1为本发明实施例1所获中锰钢钢带样品的显微组织图。

图2为本发明实施例1所获中锰钢钢带样品的拉伸应力-应变曲线图。

图3为本发明实施例5所获中锰钢钢带样品的拉伸应力-应变曲线图。

具体实施方式

本发明实施例中冷轧中锰钢钢板的厚度为1.0～1.5mm。

本发明实施例中性能试验采用cmt5105拉伸机。

本发明实施例中组织检测采用zeissultra55扫描电子显微镜。

实施例1

1、按设定成分冶炼钢水，经精炼和连铸制成钢坯；其成分按重量百分比含c0.05％，si1.54％，mn8.9％，al1.0％，p0.005％，s0.001％，n0.004％，其余为fe和不可避免的杂质；

2、将钢坯加热到1200℃，保温90min，然后进行粗轧和精轧，冷却至600℃卷取获得热轧钢带；其中粗轧开轧温度为1170℃，终轧温度为1050℃，粗轧累积压下率为50％；精轧开轧温度为1020℃，终轧温度为960℃，精轧累积压下率为70％；

3、将热轧钢带酸洗去除表面氧化铁皮，然后进行冷轧，冷轧总压下率为50％，获得冷轧钢带；

4、将冷轧钢带在连续退火炉中进行art退火，均热段温度为680℃，均热段时间为60s，在此过程中发生奥氏体逆相变和冷变形基体组织的部分再结晶，然后再以30℃/s的速度冷却至室温并卷取，获得冷轧中锰钢成品；

本实施例步骤1中的中锰钢化学成分中提高mn含量至8.9％，目的在于抑制冷变形组织的再结晶行为，以保留部分变形组织，从而提高位错密度。

上述步骤2中的热轧钢带厚度为2.0mm。

上述步骤3中的冷轧钢带厚度为1.0mm。

上述步骤4中连续退火均热段温度为680℃、均热段时间为60s，是在热处理工艺上配合该成分体系的中锰钢，进而能够实现变形组织仅发生不完全再结晶。。

上述步骤4中以30℃/s的速度冷却是采用喷吹气体的方式冷却。

上述步骤4中的冷轧中锰钢成品的室温显微组织中包含体积分数为30％的逆相变奥氏体，15％的再结晶铁素体，22％未再结晶的变形组织，以及剩余包含亚结构的组织。其中，逆相变奥氏体和再结晶铁素体晶粒均为亚微米等轴晶，晶粒平均直径分别为218nm和483nm，显微组织照片如图1所示。带钢的屈服强度975mpa，抗拉强度1144mpa，屈强比0.85，延伸率27.2％，强塑积31.1gpa％，拉伸应力-应变曲线如图2所示。

实施例2

1、按设定成分冶炼钢水，经精炼和连铸制成钢坯；其成分按重量百分比含c0.15％，si2.0％，mn7.0％，al2.05％，p0.005％，s0.001％，n0.004％，其余为fe和不可避免的杂质；

2、将钢坯加热到1200℃，保温90min，然后进行粗轧和精轧，冷却至650℃卷取获得热轧钢带；其中粗轧开轧温度为1160℃，终轧温度为1000℃，粗轧累积压下率为60％；精轧开轧温度为1030℃，终轧温度为920℃，精轧累积压下率为60％；

3、将热轧钢带酸洗去除表面氧化铁皮，然后进行冷轧，冷轧总压下率为40％，获得冷轧钢带；

4、将冷轧钢带在连续退火炉中进行art退火，均热段温度为660℃，均热段时间为180s，在此过程中发生奥氏体逆相变和冷变形基体组织的部分再结晶，然后再以50℃/s的速度冷却至室温并卷取，获得冷轧中锰钢成品；

本实施例步骤1中的中锰钢化学成分中提高mn含量至7.0％，目的在于抑制冷变形组织的再结晶行为，以保留部分变形组织，从而提高位错密度。

上述步骤2中的热轧钢带厚度为2.2mm。

上述步骤3中的冷轧钢带厚度为1.3mm。

上述步骤4中连续退火均热段温度为660℃、均热段时间为180s，是在热处理工艺上配合该成分体系的中锰钢，进而能够实现变形组织仅发生不完全再结晶。。

上述步骤4中以30℃/s的速度冷却是采用喷吹气体的方式冷却。

上述步骤4中的冷轧中锰钢成品的室温显微组织中包含体积分数为20％的逆相变奥氏体，15％的再结晶铁素体，30％未再结晶的变形组织，以及剩余包含亚结构的组织。其中，逆相变奥氏体和再结晶铁素体晶粒均为亚微米等轴晶，晶粒平均直径分别为200nm和476nm。带钢的屈服强度1000mpa，抗拉强度1073mpa，屈强比0.93，延伸率26.7％，强塑积28.6gpa％。

实施例3

1、按设定成分冶炼钢水，经精炼和连铸制成钢坯；其成分按重量百分比含c0.1％，si1.0％，mn8.1％，al1.80％，p0.003％，s0.002％，n0.006％，其余为fe和不可避免的杂质；

2、将钢坯加热到1200℃，保温60min，然后进行粗轧和精轧，冷却至550℃卷取获得热轧钢带；其中粗轧开轧温度为1120℃，终轧温度为1040℃，粗轧累积压下率为70％；精轧开轧温度为1010℃，终轧温度为930℃，精轧累积压下率为80％；

3、将热轧钢带酸洗去除表面氧化铁皮，然后进行冷轧，冷轧总压下率为50％，获得冷轧钢带；

4、将冷轧钢带在连续退火炉中进行art退火，均热段温度为650℃，均热段时间为120s，在此过程中发生奥氏体逆相变和冷变形基体组织的部分再结晶，然后再以30℃/s的速度冷却至室温并卷取，获得冷轧中锰钢成品；

本实施例步骤1中的中锰钢化学成分中提高mn含量至8.1％，目的在于抑制冷变形组织的再结晶行为，以保留部分变形组织，从而提高位错密度。

上述步骤2中的热轧钢带厚度为3.0mm。

上述步骤3中的冷轧钢带厚度为1.5mm。

上述步骤4中以30℃/s的速度冷却是采用喷吹气体的方式冷却。

上述步骤4中连续退火均热段温度为650℃、均热段时间为120s，是在热处理工艺上配合该成分体系的中锰钢，进而能够实现变形组织仅发生不完全再结晶。

上述步骤4中的冷轧中锰钢成品的室温显微组织中包含体积分数为25.％的逆相变奥氏体，25％的再结晶铁素体，15％未再结晶的变形组织，以及剩余包含亚结构的组织。其中，逆相变奥氏体和再结晶铁素体晶粒均为亚微米等轴晶，晶粒平均直径分别为331nm和600nm。带钢的屈服强度851mpa，抗拉强度985mpa，屈强比0.86，延伸率29.3％，强塑积28.9gpa％。

实施例4

1、按设定成分冶炼钢水，经精炼和连铸制成钢坯；其成分按重量百分比含c0.2％，si1.55％，mn11.0％，al3.0％，p0.004％，s0.005％，n0.004％，其余为fe和不可避免的杂质；

2、将钢坯加热到1200℃，保温70min，然后进行粗轧和精轧，冷却至610℃卷取获得热轧钢带；其中粗轧开轧温度为1130℃，终轧温度为1050℃，粗轧累积压下率为50％；精轧开轧温度为980℃，终轧温度为950℃，精轧累积压下率为70％；

3、将热轧钢带酸洗去除表面氧化铁皮，然后进行冷轧，冷轧总压下率为70％，获得冷轧钢带；

4、将冷轧钢带在连续退火炉中进行art退火，均热段温度为680℃，均热段时间为180s，在此过程中发生奥氏体逆相变和冷变形基体组织的部分再结晶，然后再以30℃/s的速度冷却至室温并卷取，获得冷轧中锰钢成品；

本实施例步骤1中的中锰钢化学成分中提高mn含量至11.0％，目的在于抑制冷变形组织的再结晶行为，以保留部分变形组织，从而提高位错密度。

上述步骤2中的热轧钢带厚度为3.5mm。

上述步骤3中的冷轧钢带厚度为1.1mm。

上述步骤4中以30℃/s的速度冷却是采用喷吹气体的方式冷却。

上述步骤4中连续退火均热段温度为680℃、均热段时间为180s，是在热处理工艺上配合该成分体系的中锰钢，进而能够实现变形组织仅发生不完全再结晶。

上述步骤4中的冷轧中锰钢成品的室温显微组织中包含体积分数为40％的逆相变奥氏体，14％的再结晶铁素体，24％未再结晶的变形组织，以及剩余包含亚结构的组织。其中，逆相变奥氏体和再结晶铁素体晶粒均为亚微米等轴晶，晶粒平均直径分别为230nm和550nm。带钢的屈服强度1135mpa，抗拉强度1233mpa，屈强比0.92，延伸率33.4％，强塑积41.2gpa％。

实施例5

1、按设定成分冶炼钢水，经精炼和连铸制成钢坯；其成分按重量百分比含c0.06％，si1.55％，mn6.0％，al1.0％，p0.004％，s0.002％，n0.004％，其余为fe和不可避免的杂质；

2、将钢坯加热到1200℃，保温90min，然后进行粗轧和精轧，冷却至600℃卷取获得热轧钢带；其中粗轧开轧温度为1150℃，终轧温度为1050℃，粗轧累积压下率为50％；精轧开轧温度为980℃，终轧温度为950℃，精轧累积压下率为60％；

3、将热轧钢带酸洗去除表面氧化铁皮，然后进行冷轧，冷轧总压下率为70％，获得冷轧钢带；

4、将冷轧钢带在连续退火炉中进行art退火，均热段温度为700℃，均热段时间为180s，在此过程中发生奥氏体逆相变和冷变形基体组织的再结晶，然后再以30℃/s的速度冷却至室温并卷取，获得冷轧中锰钢成品；

上述步骤2中的热轧钢带厚度为3.5mm。

上述步骤3中的冷轧钢带厚度为1.1mm。

上述步骤4中以30℃/s的速度冷却是采用喷吹气体的方式冷却。

上述步骤4中的冷轧中锰钢成品的室温显微组织中包含体积分数为20％的逆相变奥氏体和80％的再结晶铁素体。其中，逆相变奥氏体和再结晶铁素体晶粒均为亚微米等轴晶，晶粒平均直径分别为339nm和521nm。带钢的屈服强度881mpa，抗拉强度1003mpa，屈强比0.88，延伸率25.2％，强塑积25.3gpa％，但是该中锰钢不能避免lüders应变，拉伸应力-应变曲线表现出明显的屈服平台，即不连续屈服，如图3所示。

本实施例中，由于mn含量较低(不在7-11％范围内)，对变形组织再结晶的抑制作用降低，因此最终组织中除逆相变奥氏体外，剩余组织全部为再结晶铁素体晶粒，缺少未再结晶的变形组织和亚结构组织的显微结构中可动位错密度将显著降低，这导致塑性变形初期出现明显的lüders变形。